5-DIFT、RPC、PIPELine.ppt

形变诱导铁素相变轧制超细晶粒钢 高强度油气管线用钢 　(2) 部分轧机能力不足，温度及压下量较难控制，因此在中厚板轧制时，热变形压下量较小，奥氏体晶粒容易粗大，从而造成相变产物贝氏体较粗，强度余量较小。加上轧后也无法进行有效的加速冷却，因此，不同级别钢采用的含铜量分别为0.25％到0.80％左右。在板厚很大时，还可采用轧后缓冷或回火工艺，通过调整ε-Cu析出进一步改善综合性能。 (3)钢中铜能明显地与加入的硼起综合作用，铜和硼联合会进一步抑制贝氏体转变前的铁素体生成。同时加铜后可使铌碳化物高温应变诱导析出加速，再结晶停止温度升高，有利于进行非再结晶区控轧及进一步细化相转变产物。 铜的时效析出 　　在时效的最初阶段和低温时效中析出的是bcc的共格铜原子团，在长大到临界尺寸后开始失去共格性。在低温或者时效峰值阶段时，铜的析出物一般以极其细小的bcc-Cu的形式存在（大约8nm)以下，随着等温时间的延长或等温温度升高，bcc-Cu逐渐长大，并转变为9R结构，最后转变为fcc-Cu结构。Fcc-Cu长大粗化后导致过时效。 　　bcc-Cu原子团的析出对强度的贡献要大于fcc析出物。共格的bcc-Cu原子团尺寸很小，而且密度较低，在TEM下很难直接被观察到。 　　就析出位置而言，有的铜析出物分布在位错上，有的不在位错上，而是从过饱和基体中直接析出。在位错上析出的铜颗粒易转变为9R或fcc结构，因此位错的存在可能加速铜的析出和粗化。 微量铌和硼 　　铌和硼成分范围是铌：0.03％～0.06％，硼：0.0005％～0.0030％。 (1)微量铌与碳、氮、硼形成Nb(C,N,B)类析出物，在热变形后，这类化合物在奥氏体中会通过应变诱导在位错线上析出，从而明显地阻碍变形后再结晶晶界的运动，使含Nb+B的低(超低)碳贝氏体钢再结晶停止温度升高到950℃以上。 (2)固溶在奥氏体基体内的铌及硼原子，由于尺寸效应，都趋向于偏聚到晶界区，这种溶质偏聚会阻碍奥氏体形变后再结晶新晶界的运动，从而减慢再结晶速度，铌和硼的同时存在，其综合效应更佳。 　　(3)高温变形后的冷却过程中，铌和硼原子在晶界的偏聚会极大地阻碍新相在晶界处形核，从而使先共析铁素体生成区明显右移，保证了这类钢能在很宽的冷速范围内得到均匀的贝氏体组织。 　 (4)基体中固溶的铌、硼原子在冷却及相转变后，将在贝氏体内析出Nb(C,N,B)化合物，进一步强化贝氏体。 　　(5)铌、硼在贝氏体钢中作用有相似的一面，也有不同处。由于硼原子半径较小，扩散更快，在形变、再结晶及相变过程中，效应更为明显。而铌原子的析出效应是很强的，加硼可以加强这种效应，因此说两者的综合作用使效果更佳。 其他元素的控制 　 钢中的硫、磷分别控制在0.005％和0.010％左右，以改善材料的塑性与韧性，并防止CuS(或Cu2S)析出。在含铜0.3％以上的合金中，相应加入少量镍(约为0.2％)以防止含铜钢的热裂。钢种应进行微钛处理(约0.02％Ti)，它既脱氮保护硼，又通过微细TiN析出控制奥氏体晶粒的快速长大。 弛豫析出控制相变(RPC)技术提出的理论背景 　一般的TMCP理论认为，为了充分细化相变组织，在控轧的非再结晶区变形后，应当尽量抑制回复过程，将加工中产生的大量变形位错尽可能地保持到相变发生前，因此终轧完成与开始加速冷却之间的时间间隔越短越好。（适用铁素体—珠光体钢） 　　按照这一思路，似乎变形奥氏体母相中的位错密度越高，则新相组织越细，位错组态演变与性质对相变与相变产物的影响没有得到重视。但近年来的研究表明，变形奥氏体中位错组态的演变对相变产物的细化恰恰是非常重要的，有时甚至是决定性的。 　　实际上，如果微合金钢在奥氏体非再结晶区变形后立即加速冷却，相变开始时钢中的变形位错大部分是相互缠结的混乱位错，这种位错组态对促进中温转变组织的形核会有一定作用，但从阻碍新相长大看，这种位错组态效果不佳。 　　另外，如果变形后立即加速冷却，微合金元素的析出还来不及进行，析出对位错的钉扎作用及析出物作为新相潜在形核位置的作用都得不到发挥，这显然不利于中温转变组织的细化。如果在变形后将奥氏体弛豫一段时间再加速冷却，利用弛豫过程中位错密度持续下降、位错结构不断变化以及析出相体积分数逐渐增加等特殊过程，则可能探索出一条细化中温转变组织的新路，为实际生产制订出合理的工艺。 　　通过在非再结晶区的多道次轧制及中间停留，终轧后，变形奥氏体中有大量缠结的变形位错、形变带及各种大小的微合金元素析出物(在前面几道轧制后，中间停留阶段中已析出的)。 高畸变变形奥氏体 TMCP+RPC技术的基本思想 　　(1)微合金钢在非再结晶区充分变形，使变形奥氏体中产生高畸变积累，大幅度提高基体中的位错密度。在低碳贝氏体